一种高热稳定性等轴纳米晶Ti-Zr-W合金及其制备方法

摘要

本发明涉及钛合金材料领域，具体为一种高热稳定性等轴纳米晶Ti‑Zr‑W合金及其制备方法。该钛合金的化学成分如下(重量％)：Zr：12.0～18.0；W：0.01～18.0；余量为Ti。该钛合金的制备方法如下：首先，在870℃以上保温一段时间后，快速冷却至室温以获得纳米板条前驱体；随后对纳米板条前驱体在温度为720～760℃，应变速率为0.1～4s‑1的范围内进行热变形，总应变量大于等于70％，使纳米板条前驱体转变为等轴纳米晶结构。本发明所制备的高热稳定性纳米晶Ti‑Zr‑W合金具有优异的综合力学性能，可广泛应用于航空航天、生物医疗、石油化工、汽车工业和海洋工程等诸多重要领域。

权利要求

1.一种高热稳定性的等轴纳米晶Ti‑Zr‑W合金，其特征在于：按重量百分比计，该钛合金的化学成分为：Zr：12.0～18.0；W：0.01～18.0；余量为Ti；

所述Ti‑Zr‑W合金的制备方法为：采用真空自耗炉熔炼多次，获得原材料铸锭，铸锭修磨后经过1050℃以上开坯锻造、精锻加工成坯，后经热变形获得等轴纳米晶Ti‑Zr‑W合金；

其中，精锻加工所得坯料在870℃‑1250℃保温一段时间后，快速冷却至室温，获得纳米板条前驱体，快速冷却的冷却速率在25～300℃/s之间；

‑1

所述纳米板条前驱体在温度为720～760℃，应变速率为0.1～4s 的范围内进行热变形，总应变量大于等于70％。

2.按照权利要求1所述高热稳定性的等轴纳米晶Ti‑Zr‑W合金，其特征在于：按重量百分比计，Zr：15.0～17.2；W：10.2～16.0；余量为Ti。

3.按照权利要求1所述高热稳定性的等轴纳米晶Ti‑Zr‑W合金，其特征在于：在870℃以上保温，保温时间t＝(3.3～4.3)D min，其中，D为试样的有效厚度，单位为mm。

4.按照权利要求1所述高热稳定性的等轴纳米晶Ti‑Zr‑W合金，其特征在于：热变形温‑1

度为725～740℃，应变速率为0.2～0.8s ，总应变量为90～95％。

5.按照权利要求1或4所述高热稳定性的等轴纳米晶Ti‑Zr‑W合金，其特征在于：制备所得纳米晶材料的显微组织为等轴α组织，晶粒尺寸在20～150nm之间；在温度为650℃及以下时效5h以内，晶粒不发生粗化长大。

说明书

一种高热稳定性等轴纳米晶Ti‑Zr‑W合金及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及钛合金材料领域，具体为一种高热稳定性等轴纳米晶Ti‑Zr‑W合金及其制备方法。

背景技术

[0002] 钛合金以其高强度、低密度、优异的耐腐蚀性能和良好的生物相容性，被广泛应用于航空航天、生物医疗、石油化工、汽车工业和海洋工程等重要领域。随着近年来经济技术
的飞速发展，需要研发具有更高性能的新型钛合金材料。与传统粗晶钛合金相比，纳米晶钛
合金具有更高的强度与塑性、较大的疲劳强度、高温超塑性等优异的综合力学性能，同时它
还具有良好的耐磨性、极佳的生物相容性以及诸多独特的物理化学性能，这些在实际应用
中极具吸引力，制备纳米晶钛合金为传统钛合金的性能优化开辟了新途径。

[0003] 目前，块体纳米晶金属材料的制备主要是通过大塑性变形(SPD)法来实现的。常见的大塑性变形法包括等通道转角挤压(ECAP)、累积复合轧制(ARB)、多向锻造(MF)和高压扭
转(HPT)等，这些方法均需要依靠大功率设备及昂贵的模具，所制备材料的尺寸也较小，无
法满足规模化工业生产的需要。此外，纳米晶金属材料的组织热稳定性是制约其应用与发
展的另一重要瓶颈。当晶粒尺寸细化至纳米级时，材料内界面的数量将远高于传统粗晶材
料，界面能的升高使组织热稳定性显著下降，某些纳米晶金属材料甚至可以在室温条件下
发生组织回复和晶粒长大，使材料丧失原有优异的性能。

[0004] 本发明提供了一种高热稳定性的纳米晶Ti‑Zr‑W合金，实现了纳米晶钛合金的低成本和规模化制备，为钛工业的发展带来新的基础与机遇。

发明内容

[0005] 本发明的目的在于提供一种高热稳定性的等轴纳米晶Ti‑Zr‑W合金，为实现上述目标，本发明的技术方案是：

[0006] 一种高热稳定性的等轴纳米晶Ti‑Zr‑W合金，按重量百分比计，该钛合金的化学成分为：Zr：12.0～18.0(优选为15.0～17.2)；W：0.01～18.0(优选为10.2～16.0)；余量为Ti。

[0007] 本发明所述高热稳定性的等轴纳米晶Ti‑Zr‑W合金的制备方法为：采用真空自耗炉熔炼多次，获得原材料铸锭，铸锭修磨后经过1050℃以上开坯锻造、精锻加工成坯，后经
热变形获得等轴纳米晶Ti‑Zr‑W合金。

[0008] 精锻加工所得坯料在870℃以上保温一段时间后，快速冷却至室温，获得纳米板条前驱体；对所得纳米板条前驱体进行热变形，最终获得等轴纳米晶Ti‑Zr‑W合金。

[0009] 作为优选的技术方案：

[0010] 在870℃以上，保温时间t＝(3.3～4.3)D min，其中，D为试样的有效厚度，单位为毫米mm。

[0011] 所得坯料在870℃‑1250℃保温一段时间后，快速冷却至室温。

[0012] 快速冷却的冷却速率在25～300℃/s之间。

[0013] 所述纳米板条前驱体在温度为720～760℃，应变速率为0.1～4s‑1的范围内进行热‑1
变形，总应变量大于等于70％。优选为：热变形温度为725～740℃，应变速率为0.2～0.8s ，
总应变量为90～95％。

[0014] 采用本发明所述方法制备所得纳米晶材料的显微组织为等轴α组织，晶粒尺寸在20～150nm之间；在温度为650℃及以下时效5h以内，晶粒不发生粗化长大。

[0015] 本发明的有益效果是：

[0016] (1)区别于现有技术的情况，本发明所提供的钛合金无需依靠大功率设备及昂贵的模具，通过常规热变形即可实现纳米晶钛合金的制备。

[0017] (2)采用本发明所述方法可大幅提高纳米晶钛合金组织的热稳定性。

[0018] (3)采用本发明所述方法制备块体纳米晶金属材料不受尺寸限制，与现有技术相比能够制备出更大尺寸的块体纳米晶金属材料，从而满足规模化工业生产的需要。

[0019] (4)采用本发明所述的方法可显著提高钛合金材料的综合力学性能，可广泛应用于航空航天、生物医疗、石油化工、汽车工业和海洋工程等诸多重要领域。在优选合金成分
(Zr含量在15.0～17.2％；W含量10.2～16.0％)与热变形条件下(热变形温度为725～740
‑1
℃，应变速率为0.2～0.8s ，总应变量为90～95％)，所制备的纳米晶Ti‑Zr‑W合金的拉伸强
度高达1280～1430MPa，延伸率在11～16％，维氏硬度在410～450之间。

附图说明

[0020] 图1纳米板条前驱体TEM照片。

[0021] 图2纳米板条前驱体经热变形后形成的等轴纳米晶组织TEM照片。

具体实施方式

[0022] 为使本申请的目的、技术方案及效果更加清楚、明确，以下参照附图并举实施例对本申请进一步详细说明。

[0023] 本发明提供一种新型钛合金，该钛合金的化学成分为：Zr：12.0～18.0；W：0.01～18.0；余量为Ti。合金中的杂质元素含量应符合钛合金国家标准中的相应要求。

[0024] 请参阅图1～2。图1是本发明实施例7中的材料经快速冷却后形成的纳米板条前驱体，从TEM组织照片中可以看出，所有板条的宽度均小于100nm。图2是本发明实施例7的纳米
板条前驱体经热变形后形成的等轴纳米晶组织，从TEM照片中可以看出，晶粒尺寸在25～
110nm之间。

[0025] 下面将通过几组具体实施例和对比例来对本申请进行说明、解释，但不应用来限制本申请的范围。

[0026] 实施例：实施例1～9为根据本发明提供的化学成分范围进行冶炼的Ti‑Zr‑W合金，其Zr和W元素的含量逐步提高，相应的制备工艺也在本发明规定的技术参数范围内进行适
当调整。所制备的块体纳米晶金属材料的尺寸为120×120×30mm。

[0027] 对比例：对比例1中Zr和W的化学成分低于本发明提供的化学成分范围下限，对比例9中Zr和W的化学成分高于本发明提供的化学成分范围上限，通过分别与实施例1和实施
例9进行比较，说明Zr和W的含量对纳米晶制备的影响。对比例2的应变量低于本发明提供的
应变量的下限，通过与实施例2进行比较，说明应变量对纳米晶制备的影响。对比例3的应变
速率高于本发明提供的应变速率的上限，对比例4的应变速率低于本发明提供的应变速率
的下限，通过分别与实施例3和实施例4进行比较，说明应变速率对纳米晶制备的影响。对比
例5在热处理后缓慢冷却至室温，通过与实施例5进行比较，说明热处理后的冷却速率对纳
米晶制备的影响。对比例6的热处理温度低于本发明提供的热处理温度的下限，通过与实施
例6进行对比，说明热处理温度对纳米晶制备的影响。对比例7的热变形温度高于本发明提
供的热变形温度的上限，对比例8的热变形温度低于本发明提供的热变形温度的下限，通过
分别与实施例7和实施例8进行比较，说明热变形温度对纳米晶制备的影响。对比例10为通
过ECAP工艺制备的纳米晶纯钛，通过比较实施例1～9与对比例10在高温时效过程中的组织
演变，说明本发明提供的纳米晶钛合金具有良好的组织热稳定性。

[0028] 表1实施例和对比例材料的化学成分、预处理工艺及热轧工艺

[0029]

[0030]

[0031] 1.硬度测试

[0032] 对实施例和对比例材料的硬度进行测试。采用HTV‑1000型硬度计测量退火后材料样品的维氏硬度。测试前，样品表面经过抛光处理。样品是尺寸为直径10mm，厚度为2mm的薄
片。试验加载力为9.8N，加压持续时间为15s，通过测量压痕的对角线长度，经过计算机硬度
分析软件自动计算得出硬度值。最终硬度值取15个点的平均值，每组样品选取三个平行样。

[0033] 2.拉伸性能测试

[0034] 采用Instron 8872型拉伸试验机对对比例和实施例材料的室温拉伸力学性能进行测试，拉伸速率为0.5mm/min。测试前，采用车床将材料加工成螺纹直径10mm、标距直径
5mm、标距长度30mm的标准拉伸试样，每组热处理试样取三个平行样，实验得到的力学性能
包括抗拉强度、屈服强度和延伸率，结果见表2。

[0035] 3.晶粒尺寸统计

[0036] 采用透射电子显微镜(TEM)对材料进行表征，并利用截线法统计材料的晶粒尺寸。TEM试样的制备方法如下：首先，采用2000#砂纸将试样手工研磨减薄至40μm以下，再用冲孔
机制备 的薄片；随后，采用Tenupol‑5化学双喷减薄仪对样品进行减薄，双喷液为
6％高氯酸+30％丁醇+64％甲醇，双喷减薄的温度为－25℃。采用TECNAI20透射电子显微镜
对双喷减薄后的样品进行观察，TEM观察时的工作电压为200kV，使用双倾磁性样品台，其α、
β角转动范围均为±30°。在TEM照片上绘制平行定长直线，根据定长直线穿过晶粒的数目计
算材料的晶粒尺寸。

[0037] 表2实施例和对比例材料的组织特征及力学性能

[0038]

[0039]

[0040]

[0041] 表3实施例和对比例材料在不同温度保温5h后的组织变化

[0042]

[0043] 从表2的结果可以看出，实施例1～9均为等轴纳米晶组织，这使得它们具有较高的强度、良好的塑性和较大的硬度。在本发明规定的Zr和W含量范围内，随着Zr和W含量的升
高，材料的晶粒尺寸逐渐减小，它们的强度和硬度均有所提高，而延伸率和断面收缩率逐渐
下降。

[0044] 对比例1中的Zr和W含量较低，快速冷却后无法获得纳米板条前驱体，导致以该前驱体为原始组织进行热变形无法获得等轴纳米晶组织。对比例9中的Zr和W含量较高，虽然
在快速冷却后可以获得纳米板条前驱体，但未能制备等轴纳米晶组织。

[0045] 对比例2的应变量较小，变形后依然为纳米板条结构，未能实现等轴纳米晶组织的制备。

[0046] 对比例3的应变速率较大，未能实现等轴纳米晶组织的制备。对比例4的应变速率较小，晶粒在热变形过程中发生粗化，因此未能实现等轴纳米晶组织的制备。

[0047] 对比例5在热处理后缓冷至室温，对比例6的热处理温度较低，它们的前驱体为粗大的片层结构，而非本发明提供的纳米板条结构，因此未能实现等轴纳米晶组织的制备。

[0048] 对比例7和对比例8对纳米板条前驱体进行热变形的温度范围超出了本发明提供的范围，未能实现等轴纳米晶组织的制备。

[0049] 从表3的结果可以看出，实施例1～9在650℃及以下时效过程中具有良好的组织热稳定性，晶粒尺寸在时效后未发生显著的变化。而对比例10晶粒发生显著的粗化长大。

[0050] 以上所述仅为本申请的实施方式，并非因此限制本申请的专利范围，凡是利用本申请说明书及附图内容所作的等效结构或等效流程变换，或直接或间接运用在其他相关的
技术领域，均同理包括在本申请的专利保护范围内。